JP6771047B2 - 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
Cは、固溶強化を起こし、Nbなどによる炭窒化物として存在して引張強度を確保するための元素である。
C含有量が0.03%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、C含有量が0.08%を超えると、MAが粗大化し、パーライトが生成されるため、低温における衝撃特性を劣化させる可能性があり、ベイナイトを十分に確保することが難しくなる。
Siは、Alを補助して溶鋼を脱酸する役割を果たし、降伏強度及び引張強度を確保するために添加される。
Si含有量が0.05%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Si含有量が0.3%を超えると、MAの粗大化によって衝撃特性が劣化する可能性があり、溶接特性を低下させるおそれがある。
Mnは、固溶強化による強度増加効果に大きく寄与し、ベイナイトの形成に役立つ元素である。
Mn含有量が1.0%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、過度に添加すると、MnS介在物の形成、中心部偏析による靭性の低下を引き起こす可能性があるため、上限は2.0%とする。
Alは、鋼の主要な脱酸剤として0.005%以上添加される必要がある。しかし、0.04%を超えて添加する場合には、その効果が飽和してAl2O3介在物の分率、大きさが増加して低温靭性を低下させる原因となり得る。
Nbは、固溶状態にあるか、炭窒化物を析出することにより、圧延又は冷却中に再結晶を抑制して組織を微細にし、強度を増加させる元素である。Nb含有量が0.005%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Nb含有量が0.04%を超えると、母材の靭性及び溶接後の靭性を低下させる可能性があるという問題がある。
Tiは、酸素又は窒素と結合して析出物を形成することにより、組織の粗大化を抑制して微細化に寄与し、靭性を向上させる役割を果たす。
Ti含有量が0.001%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Ti含有量が0.02%を超えると、析出物が粗大に形成されて破壊の原因となり得る。
Cuは、衝撃特性を大きく低下させない成分であって、固溶及び析出により強度を向上させる。十分な強度の向上のためには0.05%以上含有する必要があるが、Cuの含有量が0.4%を超えると、Cuの熱衝撃が原因で鋼板の表面クラックが発生する可能性がある。
Niは、含有量の増加に応じて、強度の向上効果は大きくないが、強度及び靭性をともに向上させることができる元素であり、Ar3温度を低下させることでベイナイトの形成に役立つ元素である。
Ni含有量が0.6%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Ni含有量が2.0%を超えると、製造コストが増加し、溶接性が劣化する可能性がある。
Moは、オーステナイト安定化元素としてMAの量を増大させるのに影響を及ぼし、強度の向上に大きな役割を果たす。また、熱処理中の強度の低下を防止し、ベイナイトの形成に役立つ元素である。
Moの含有量が0.08%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、Mo含有量が0.3%を超えると、製造コストが増加し、母材の靭性及び溶接後の靭性を低下させる可能性があるという問題がある。
Nは、Ti、Nb、Alなどとともに析出物を形成してスラブ加熱時にオーステナイト組織を微細にし、強度及び靭性の向上に役立つ元素である。
N含有量が0.002%未満の場合には、上述した効果が不十分である。これに対し、N含有量が0.006%を超えると、高温で表面クラックをもたらし、析出物を形成し、残留するNは原子の状態で存在して靭性を低下させる可能性がある。
Pは、不純物として粒界偏析を起こし、鋼を脆化させる原因となり得る。したがって、その上限を制御することが重要であり、0.01%以下に制御することが好ましい。
Sは、不純物として主にMnと結合してMnS介在物を形成し、これらは低温靭性を阻害する要因となる。したがって、その上限を制御することが重要であり、低温靭性を確保するためには、Sを0.003%以下に制御することが好ましい。
上述した合金組成を有するスラブを1050〜1200℃に加熱する。
加熱温度が1200℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、靭性が低くなる可能性があり、1050℃未満の場合には、Ti、Nbなどが十分に固溶されず強度が低下するおそれがある。
上記加熱されたスラブを仕上げ圧延終了温度が760〜850℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る。
通常の熱処理鋼材の圧延温度は850〜1000℃程度であって、一般的な圧延が適用される。しかし、本発明では、初期の組織をベイナイトに形成させることが重要である。したがって、フェライト−パーライト組織を示す一般的な圧延の代わりに、低温で圧延を終了するための制御圧延工程が必要となる。
熱間圧延時の再結晶域圧延は、オーステナイト結晶粒のサイズを微細化するために必要であり、パス当たりの圧下率は増大するほど物性の面において有利である。
未再結晶域圧延は鋼材のAr3以上の温度で完了しなければならない。ここで、Ar3以上の温度は約760℃以上を意味する。より具体的には、仕上げ圧延終了温度を760〜850℃と定義することができる。仕上げ圧延終了温度が850℃を超えると、フェライト−パーライト変態を抑制することが難しくなり、760℃未満の場合には、厚さ方向における微細組織の不均一をもたらす可能性があり、圧延ロールの荷重負荷による圧下量の減少が原因で実現しようとする微細組織を形成させないおそれがある。
760〜850℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了させることにより、フェライト−パーライト変態を抑制し、冷却によりベイナイト組織を実現する。初期の組織をベイナイトとする理由は、熱処理後の均一なMA分布のためのものであり、フェライト−パーライト組織の場合には、結晶粒界に主にMAが形成されるのに対し、ベイナイト組織の場合には、結晶粒界及び結晶粒内部の両方にMAが形成される。
上記熱延鋼板を5℃/s以上の冷却速度で450℃以下まで冷却する。
熱間圧延後の加速冷却は、発明鋼の目標組織を実現するために非常に重要である。微細且つ均一なMAを形成するためにベイナイトを実現する必要がある。また、ベイナイト形成のためには、冷却終了温度及び冷却速度が重要な要素である。
冷却終了温度が450℃を超えると、結晶粒サイズが粗大になる可能性があり、カーバイドの粗大化によって熱処理後に粗大なMAの形成を誘発するおそれがある。これによって、靭性の低下をもたらすことがあり、ベイナイトを50面積%以上確保することが難しくなる。
冷却速度が5℃/s未満の場合には、針状フェライト又はフェライト+パーライトの微細組織が多く形成されて強度の低下が発生する可能性があり、熱処理後にフェライト+MAの二相組織ではなく粗大なフェライト+パーライト組織が形成されるか、又は第2相の急激な数量低下を示すことがあり、さらには、ベイナイトを50面積%以上確保することが難しくなるという問題がある。
上記冷却された熱延鋼板を850〜960℃の温度範囲まで加熱した後、[1.3t+(10〜30)]分間維持する。ここで、上記tは熱延鋼板の厚さをmm単位で測定した値である。
焼ならし温度が850℃未満であるか、又は維持時間が(1.3t+10)分未満の場合には、パーライト、ベイナイト内のセメンタイトとMA相の再固溶が難しく、固溶されたCが減少して強度の確保が難しくなるだけでなく、最終的に残った硬化相が粗大に残留するようになる。
これに対し、焼ならし温度が960℃を超えるか、又は維持時間が(1.3t+30)分を超えると、ベイナイト結晶粒内に存在していた炭化物がすべて結晶粒界に移動したり、炭化物の粗大化が発生したりして、最終的に所望のMAの大きさが得られず、均一な分布を形成させることができなくなる。また、結晶粒成長が起こり、強度の低下や衝撃の劣化が発生することがある。
表3には、焼ならし熱処理前の鋼板のベイナイト分率及び機械的物性を測定して記載した。
表4には、焼ならし熱処理後の鋼板のMA分率、MA平均サイズ、100μmラインに位置するMAの数及び機械的物性を測定して記載した。発明例の場合、MA以外にはフェライトであり、フェライトの平均結晶粒サイズは20μm以下であるため、特に記載しなかった。
これに対し、比較例である試験番号12の微細組織を撮影した図3をみると、カーバイド、パーライトが主に二相に現れ、MA分率が低く、形成されたMAが多角形の形状であり、主に結晶粒界に存在することが分かる。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.03〜0.08%、Si:0.05〜0.3%、Mn:1.0〜2.0%、Al:0.005〜0.04%、Nb:0.005〜0.04%、Ti:0.001〜0.02%、Cu:0.05〜0.4%、Ni:0.6〜2.0%、Mo:0.08〜0.3%、N:0.002〜0.006%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、残部Fe及び不可避不純物からなり、
微細組織は、面積分率で、フェライトを80〜92%、MA(マルテンサイト/オーステナイトの混合組織)を8〜20%含み、前記MAは、円相当直径で測定した平均サイズが3μm以下であり、
鋼板に対して100μmの直線を引いた際に、前記直線に接するMAが5〜13個存在することを特徴とする低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板 。 - フェライト結晶粒の内部に存在するMAと結晶粒界に存在するMAの比が1:3〜1:10であることを特徴とする請求項1に記載の低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
- 前記フェライトは、円相当直径で測定した平均サイズが20μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板は、降伏比が0.5〜0.65であり、−40℃における低温衝撃特性が100J以上であることを特徴とする請求項1に記載の低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板は、降伏強度が350〜400MPaであり、引張強度が600MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
- 請求項1乃至5の何れか1項に記載の鋼板を製造する方法であって、
質量%で、C:0.03〜0.08%、Si:0.05〜0.3%、Mn:1.0〜2.0%、Al:0.005〜0.04%、Nb:0.005〜0.04%、Ti:0.001〜0.02%、Cu:0.05〜0.4%、Ni:0.6〜2.0%、Mo:0.08 〜0.3%、N:0.002〜0.006%、P:0.01%以下、S:0.003%以下、残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを1050〜1200℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを仕上げ圧延終了温度が760〜850℃となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を5℃/s以上の冷却速度で450℃以下まで冷却する段階と、前記冷却された熱延鋼板を850〜960℃の温度範囲まで加熱した後、[1.3t+(10〜30)]分間維持する焼ならし熱処理を行う段階と、を含むことを特徴とする低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(前記tは熱延鋼板の厚さをmm単位で測定した値である。) - 前記冷却された熱延鋼板の微細組織は、ベイナイトが50〜90面積%であることを特徴とする請求項6に記載の低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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